JP7279870B1 - レーザー・アークハイブリッド溶接継手の製造方法 - Google Patents
レーザー・アークハイブリッド溶接継手の製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JP7279870B1 JP7279870B1 JP2022580016A JP2022580016A JP7279870B1 JP 7279870 B1 JP7279870 B1 JP 7279870B1 JP 2022580016 A JP2022580016 A JP 2022580016A JP 2022580016 A JP2022580016 A JP 2022580016A JP 7279870 B1 JP7279870 B1 JP 7279870B1
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- content
- welding
- laser
- weld metal
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Active
Links
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims abstract description 24
- 238000003466 welding Methods 0.000 claims abstract description 157
- 239000002184 metal Substances 0.000 claims abstract description 132
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 claims abstract description 132
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 claims abstract description 73
- 239000010959 steel Substances 0.000 claims abstract description 73
- 239000007789 gas Substances 0.000 claims abstract description 51
- CURLTUGMZLYLDI-UHFFFAOYSA-N Carbon dioxide Chemical compound O=C=O CURLTUGMZLYLDI-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 38
- 229910002092 carbon dioxide Inorganic materials 0.000 claims abstract description 19
- 239000001569 carbon dioxide Substances 0.000 claims abstract description 18
- 238000000034 method Methods 0.000 claims abstract description 17
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 11
- 239000011261 inert gas Substances 0.000 claims abstract description 7
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims description 36
- 229910052760 oxygen Inorganic materials 0.000 claims description 22
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims description 14
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 claims description 11
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 claims description 11
- 229910052698 phosphorus Inorganic materials 0.000 claims description 11
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 claims description 11
- 229910052717 sulfur Inorganic materials 0.000 claims description 11
- QVGXLLKOCUKJST-UHFFFAOYSA-N atomic oxygen Chemical compound [O] QVGXLLKOCUKJST-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 10
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 claims description 10
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 claims description 9
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 claims description 9
- 239000001301 oxygen Substances 0.000 claims description 9
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 claims description 8
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 claims description 8
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 claims description 7
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 claims description 2
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 35
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 description 29
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 20
- 239000000463 material Substances 0.000 description 18
- 238000005336 cracking Methods 0.000 description 12
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 description 9
- 230000001965 increasing effect Effects 0.000 description 8
- 230000009467 reduction Effects 0.000 description 8
- 238000007670 refining Methods 0.000 description 8
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 7
- 238000009863 impact test Methods 0.000 description 7
- 238000007711 solidification Methods 0.000 description 7
- 230000008023 solidification Effects 0.000 description 7
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 description 6
- 239000010953 base metal Substances 0.000 description 5
- 238000010276 construction Methods 0.000 description 5
- 235000013339 cereals Nutrition 0.000 description 4
- 229910018072 Al 2 O 3 Inorganic materials 0.000 description 3
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 description 3
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 description 3
- 239000012895 dilution Substances 0.000 description 3
- 238000010790 dilution Methods 0.000 description 3
- 229910000734 martensite Inorganic materials 0.000 description 3
- 150000001247 metal acetylides Chemical class 0.000 description 3
- 230000006911 nucleation Effects 0.000 description 3
- 238000010899 nucleation Methods 0.000 description 3
- 239000012071 phase Substances 0.000 description 3
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 3
- XKRFYHLGVUSROY-UHFFFAOYSA-N Argon Chemical compound [Ar] XKRFYHLGVUSROY-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 241000209094 Oryza Species 0.000 description 2
- 235000007164 Oryza sativa Nutrition 0.000 description 2
- UCKMPCXJQFINFW-UHFFFAOYSA-N Sulphide Chemical compound [S-2] UCKMPCXJQFINFW-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 230000008901 benefit Effects 0.000 description 2
- 238000005266 casting Methods 0.000 description 2
- 239000003795 chemical substances by application Substances 0.000 description 2
- 239000000835 fiber Substances 0.000 description 2
- 239000003915 liquefied petroleum gas Substances 0.000 description 2
- 239000007791 liquid phase Substances 0.000 description 2
- 238000002844 melting Methods 0.000 description 2
- 230000008018 melting Effects 0.000 description 2
- 230000001376 precipitating effect Effects 0.000 description 2
- 230000004044 response Effects 0.000 description 2
- 235000009566 rice Nutrition 0.000 description 2
- 238000009991 scouring Methods 0.000 description 2
- 239000007787 solid Substances 0.000 description 2
- 150000003568 thioethers Chemical class 0.000 description 2
- QGZKDVFQNNGYKY-UHFFFAOYSA-O Ammonium Chemical compound [NH4+] QGZKDVFQNNGYKY-UHFFFAOYSA-O 0.000 description 1
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N Tin Chemical compound [Sn] ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 238000004458 analytical method Methods 0.000 description 1
- 229910052786 argon Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910001563 bainite Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 1
- 230000003247 decreasing effect Effects 0.000 description 1
- 238000010586 diagram Methods 0.000 description 1
- 238000007865 diluting Methods 0.000 description 1
- 238000000921 elemental analysis Methods 0.000 description 1
- 230000004907 flux Effects 0.000 description 1
- 230000006872 improvement Effects 0.000 description 1
- 230000001939 inductive effect Effects 0.000 description 1
- 239000007788 liquid Substances 0.000 description 1
- 150000002739 metals Chemical class 0.000 description 1
- 239000002245 particle Substances 0.000 description 1
- 230000035515 penetration Effects 0.000 description 1
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 1
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 description 1
- 239000000126 substance Substances 0.000 description 1
- 230000001629 suppression Effects 0.000 description 1
Images
Classifications
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
- B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
- B23K26/00—Working by laser beam, e.g. welding, cutting or boring
- B23K26/346—Working by laser beam, e.g. welding, cutting or boring in combination with welding or cutting covered by groups B23K5/00 - B23K25/00, e.g. in combination with resistance welding
- B23K26/348—Working by laser beam, e.g. welding, cutting or boring in combination with welding or cutting covered by groups B23K5/00 - B23K25/00, e.g. in combination with resistance welding in combination with arc heating, e.g. TIG [tungsten inert gas], MIG [metal inert gas] or plasma welding
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
- B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
- B23K35/00—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting
- B23K35/22—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting characterised by the composition or nature of the material
- B23K35/24—Selection of soldering or welding materials proper
- B23K35/30—Selection of soldering or welding materials proper with the principal constituent melting at less than 1550 degrees C
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
- B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
- B23K9/00—Arc welding or cutting
- B23K9/16—Arc welding or cutting making use of shielding gas
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
Landscapes
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Plasma & Fusion (AREA)
- Optics & Photonics (AREA)
- Arc Welding In General (AREA)
Abstract
低温靭性に優れた溶接金属部を有するレーザー・アークハイブリッド溶接継手の製造方法を提供することを目的とし、鋼板は、Ｔｉを含有し、質量％で、Ａｌ：０．０２５％以下、Ｏ：０．００８％以下を含む鋼板とし、溶接ワイヤは、Ｔｉを含有し、質量％で、Ａｌ：０．０８０％以下、Ｏ：０．０１５％以下を含むワイヤとする。そして、アーク溶接を、混合比率αの炭酸ガスと不活性ガスからなる混合ガスをシールドガスとするガスメタルアーク溶接とする。β＝（０．８×［Ａｌ］Ｂ＋０．２×（１－０．９×α）×［Ａｌ］ＷＩ）／（０．００５＋０．８×［Ｏ］Ｂ＋０．２×［Ｏ］ＷＩ＋０．０２×α）で定義されるβが１．１以下を満足するように、［Ａｌ］Ｂ（鋼板のＡｌ量）、［Ａｌ］ＷＩ（溶接ワイヤのＡｌ量）、［Ｏ］Ｂ（鋼板のＯ量）、［Ｏ］ＷＩ（溶接ワイヤのＯ量）、α（炭酸ガス混合比率（体積比率））を調整してハイブリッド溶接する。
Description
本発明は、レーザー・アークハイブリッド溶接継手の製造方法に係り、とくにその溶接継手の溶接金属部の靭性向上に関する。
例えば、液化石油ガス（ＬＰＧ）や液化アンモニウムなどの低温液体貯蔵用タンクは、通常、良好な低温靭性を有する厚鋼板を用いて溶接施工により建造されている。施工能率向上の観点から、小入熱、多パス溶接による施工よりも、サブマージアーク溶接などの大入熱溶接による施工が要望されている。しかし、大入熱溶接を適用し、溶接入熱量が増加すると、母材の溶接熱影響部（ＨＡＺ）の組織が粗大化し、溶接熱影響部の靭性が低下し、溶接変形および歪も大きくなる。
このような溶接熱影響部の靭性低下に対して、例えば、特許文献１には、高いＨＡＺ靭性を有する大入熱溶接用鋼材が記載されている。特許文献１に記載された鋼材は、質量％で、Ａｌ：０．００１～０．０７０％、Ｔｉ：０．００５～０．０３０％、 Ｂ：０．０００２～０．００５０％、Ｎ：０．００１０～０．０１００％を含有する組成とし、かつ炭素当量Ｃｅｑを０．３０～０．３５％としてＨＡＺ硬さを低減させ、固溶Ｂ量を０．０００２～０．００１０％に調整して粒界フェライトの粗大化を抑制し、粒界フェライト分率を１～２０％に調整している。これにより、入熱２０～１００ｋＪ／ｍｍの溶接熱影響部の靭性が向上するとしている。
また、最近では、小入熱でありながら高能率な施工方法として、レーザー溶接とアーク溶接とを組み合わせて複合化したレーザー・アークハイブリッド溶接法が開発されている。レーザー・アークハイブリッド溶接法では、レーザー溶接のみの場合と比較して、開先精度やギャップに対する裕度が大きくなることや、溶接ワイヤから溶接金属が供給されるため、溶融金属組成を制御しやすいといった長所がある。また、アーク溶接のみの場合に比べて、溶接部の深溶け込みが得られるという長所もある。しかし、レーザー・アークハイブリッド溶接では、アーク溶接条件およびレーザー溶接条件とブローホールとが密接に関係しており、ブローホールの発生を抑制するために、溶接条件に細心の注意を払う必要がある。
このような問題に対し、特許文献２には、レーザー・アークハイブリッド溶接時に、ブローホール発生を抑制できるレーザー・アークハイブリッド溶接性が優れた鋼材が記載されている。特許文献２に記載された鋼材では、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｏ、Ｐ及びＳ含有量を最適化する。さらに、Ａｌ含有量を［Ａｌ］としたとき、非固溶Ａｌ（ｉｎｓｏｌ．Ａｌ）量を、０．１×［Ａｌ］～０．７×［Ａｌ］の範囲に最適化する。さらに、［Ａｌ］＋［Ｓｉ］／２．５≧０．０５を満足するように、Ａｌ含有量およびＳｉ含有量を可能な範囲で増加させるとしている。これにより、レーザー・アークハイブリッド溶接に際し、溶接部にブローホールが発生することを防止できるとしている。
しかしながら、本発明者らの検討によれば、特許文献２に記載された鋼材では、レーザー・アークハイブリッド溶接継手の溶接金属部が、所望の低温靭性を確保できない場合がある。そのため、低温タンクを建造する溶接技術として、レーザー・アークハイブリッド溶接を適用できない。
本発明は、上記した問題を解決し、低温靭性に優れた溶接金属部、さらには低温靭性に優れた溶接ボンド部を有するレーザー・アークハイブリッド溶接継手の製造方法を提供することを目的とする。なお、ここでいう「低温靭性に優れた」とは、試験温度：－６０℃におけるＶノッチシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーｖＥ－６０が２７Ｊ以上である場合をいうものとする。本発明で実施する溶接継手部のＶノッチシャルピー衝撃試験では、き裂が母材側に逸れる現象ＦＰＤ（Ｆｒａｃｔｕｒｅ Ｐａｔｈ Ｄｅｖｉａｔｉｏｎ）を生じやすいため、図２に示すようにサイドグルーブ付きシャルピー衝撃試験片（１０ｍｍ角）を用いて実施するものとする。
本発明者らは、上記した目的を達成するため、レーザー・アークハイブリッド溶接継手の溶接金属部靭性に及ぼすミクロ組織の影響について検討した。その結果、低温靭性が低下した溶接金属部では、旧オーステナイト粒界から粗大な上部ベイナイトが形成された組織となっており、しかも、溶接金属中に形成された酸化物はＡｌ２Ｏ３であった。
そこで、本発明者らは、溶接金属の低温靭性向上のためには、溶接金属をアシキュラーフェライト組織とすることが好ましいことに思い至った。溶接金属をアシキュラーフェライト組織とするためには、溶接金属中に形成される酸化物からフェライトを核生成させることが好ましい。そこで、溶接金属にＴｉを含有させて、溶接金属中に形成される酸化物にＴｉを含ませることに思い至った。そしてそのためには、溶接金属中のＡｌ含有量［Ａｌ］ＷＥと酸素含有量［Ｏ］ＷＥの比、［Ａｌ］ＷＥ／［Ｏ］ＷＥを１．１以下に限定する必要があることを見出した。というのは、［Ａｌ］ＷＥ／［Ｏ］ＷＥが１．１を超えると、溶接金属中のＯ（酸素）が全てＡｌと結合するため、Ｔｉを含有していても、ＴｉがＯ（酸素）と結合することができず、アシキュラーフェライト組織形成に有効なＴｉを含む酸化物を形成することができなくなるからである。
本発明者らの更なる検討により、レーザー・アークハイブリッド溶接継手の溶接金属中の［Ａｌ］ＷＥ／［Ｏ］ＷＥを１．１以下にするためには、溶接金属中のＡｌ含有量［Ａｌ］ＷＥを制限するとともに、溶接金属中のＯ含有量［Ｏ］ＷＥを増加させることが有効であることを知見した。そして、レーザー・アークハイブリッド溶接では、母材（鋼板）からの希釈が大きいため、溶接金属中のＡｌ含有量［Ａｌ］ＷＥを制限するためには、母材（鋼板）のＡｌ含有量［Ａｌ］Ｂを０．０２５質量％以下に制限することが有効であることを知見した。
また、溶接金属中のＯ含有量［Ｏ］ＷＥの増加は、アーク溶接（ガスメタルアーク溶接）におけるシールドガス中の炭酸ガスＣＯ２の混合比率αを高めることにより、増加できることを知見した。
また、本発明者らの更なる検討により、下記（１）式
β＝（０．８×［Ａｌ］Ｂ＋０．２×（１－０．９×α）×［Ａｌ］ＷＩ）／（０．００５＋０．８×［Ｏ］Ｂ＋０．２×［Ｏ］ＷＩ＋０．０２×α）
・・・（１）
ここで、［Ａｌ］Ｂ：鋼板のＡｌ含有量（質量％）、
［Ａｌ］ＷＩ：溶接ワイヤのＡｌ含有量（質量％）、
［Ｏ］Ｂ：鋼板のＯ含有量（質量％）、
［Ｏ］ＷＩ：溶接ワイヤのＯ含有量（質量％）、
α：混合ガス（シールドガス）の炭酸ガス混合比率（体積比率）
で定義されるβが、１．１以下を満足する場合には、溶接金属中のＡｌ含有量［Ａｌ］ＷＥと酸素含有量［Ｏ］ＷＥの比、［Ａｌ］ＷＥ／［Ｏ］ＷＥを１．１以下に調整でき、溶接金属の低温靭性が向上することを知見した。
β＝（０．８×［Ａｌ］Ｂ＋０．２×（１－０．９×α）×［Ａｌ］ＷＩ）／（０．００５＋０．８×［Ｏ］Ｂ＋０．２×［Ｏ］ＷＩ＋０．０２×α）
・・・（１）
ここで、［Ａｌ］Ｂ：鋼板のＡｌ含有量（質量％）、
［Ａｌ］ＷＩ：溶接ワイヤのＡｌ含有量（質量％）、
［Ｏ］Ｂ：鋼板のＯ含有量（質量％）、
［Ｏ］ＷＩ：溶接ワイヤのＯ含有量（質量％）、
α：混合ガス（シールドガス）の炭酸ガス混合比率（体積比率）
で定義されるβが、１．１以下を満足する場合には、溶接金属中のＡｌ含有量［Ａｌ］ＷＥと酸素含有量［Ｏ］ＷＥの比、［Ａｌ］ＷＥ／［Ｏ］ＷＥを１．１以下に調整でき、溶接金属の低温靭性が向上することを知見した。
本発明は、上記した知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。
すなわち、本発明の要旨は、次のとおりである。
［１］鋼板を、レーザー溶接とアーク溶接とを組み合わせたレーザー・アークハイブリッド溶接して溶接継手を製造するに当たり、
前記アーク溶接を、混合比率α（体積比率）の炭酸ガスと残部が不活性ガスからなる混合ガスをシールドガスとするガスメタルアーク溶接とし、前記鋼板を、質量％で、Ｃ：０．０４～０．１５％、Ｓｉ：０．０４～０．６０％、Ｍｎ：０．５～２．０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎ：０．００６％以下を含み、さらに、Ａｌ：０．０２５％以下、Ｔｉ：０．００５～０．０３０％、Ｏ（酸素）：０．００８％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼板組成を有する鋼板とし、前記ガスメタルアーク溶接で使用する溶接ワイヤを、質量％で、Ｃ：０．０３～０．１２％、Ｓｉ：０．３０～１．００％、Ｍｎ：１．２～２．５％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎ：０．０１２％以下を含み、さらに、Ａｌ：０．０８０％以下、Ｔｉ：０．０２０～０．３００％、Ｏ：０．０１５％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなるワイヤ組成を有する溶接ワイヤとし、
下記式（１）で定義されるβが１．１以下を満足するように、前記レーザー・アークハイブリッド溶接を行なうことを特徴とするレーザー・アークハイブリッド溶接継手の製造方法である。
β＝（０．８×［Ａｌ］Ｂ＋０．２×（１－０．９×α）×［Ａｌ］ＷＩ）／（０．００５＋０．８×［Ｏ］Ｂ＋０．２×［Ｏ］ＷＩ＋０．０２×α）
・・・（１）
ここで、［Ａｌ］Ｂ：鋼板のＡｌ含有量（質量％）、［Ａｌ］ＷＩ：溶接ワイヤのＡｌ含有量（質量％）、［Ｏ］Ｂ：鋼板のＯ含有量（質量％）、［Ｏ］ＷＩ：溶接ワイヤのＯ含有量（質量％）、α：炭酸ガス混合比率（体積比率）である。
［２］上記の［１］において、前記鋼板は、前記鋼板組成に加えてさらに、質量％で、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：２．０％以下、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｎｂ：０．１０％以下、Ｖ：０．１０％以下、Ｃａ：０．００４％以下、ＲＥＭ：０．０５０％以下、Ｂ：０．００３０％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有するレーザー・アークハイブリッド溶接継手の製造方法である。
［３］上記の［１］または［２］において、前記ワイヤは、前記ワイヤ組成に加えてさらに、質量％で、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：２．０％以下、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．８０％以下、Ｎｂ：０．１０％以下、Ｖ：０．１０％以下、Ｃａ：０．００４％以下、ＲＥＭ：０．０８０％以下、Ｂ：０．００６０％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有するレーザー・アークハイブリッド溶接継手の製造方法である。
［４］上記の［１］から［３］のいずれかにおいて、前記レーザー・アークハイブリッド溶接継手の溶接金属がその中央部で、質量％で、Ｃ：０．０４～０．１５％、Ｓｉ：０．１０～０．６０％、Ｍｎ：０．８～２．０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎ：０．０１０％以下、Ｔｉ：０．００４～０．０４０％、Ａｌ：０．０２５％以下、Ｏ：０．００８～０．０４０％を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、かつ、前記Ａｌの含有量［Ａｌ］ＷＥと前記Ｏの含有量［Ｏ］ＷＥの比、［Ａｌ］ＷＥ／［Ｏ］ＷＥが、１．１以下を満足する溶接金属組成を有するレーザー・アークハイブリッド溶接継手の製造方法である。
［５］上記の［４］において、前記溶接金属は、前記溶接金属組成に加えてさらに、質量％で、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：２．０％以下、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｎｂ：０．１０％以下、Ｖ：０．１０％以下、Ｃａ：０．００４％以下、ＲＥＭ：０．０６０％以下、Ｂ：０．００４０％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有するレーザー・アークハイブリッド溶接継手の製造方法である。
すなわち、本発明の要旨は、次のとおりである。
［１］鋼板を、レーザー溶接とアーク溶接とを組み合わせたレーザー・アークハイブリッド溶接して溶接継手を製造するに当たり、
前記アーク溶接を、混合比率α（体積比率）の炭酸ガスと残部が不活性ガスからなる混合ガスをシールドガスとするガスメタルアーク溶接とし、前記鋼板を、質量％で、Ｃ：０．０４～０．１５％、Ｓｉ：０．０４～０．６０％、Ｍｎ：０．５～２．０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎ：０．００６％以下を含み、さらに、Ａｌ：０．０２５％以下、Ｔｉ：０．００５～０．０３０％、Ｏ（酸素）：０．００８％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼板組成を有する鋼板とし、前記ガスメタルアーク溶接で使用する溶接ワイヤを、質量％で、Ｃ：０．０３～０．１２％、Ｓｉ：０．３０～１．００％、Ｍｎ：１．２～２．５％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎ：０．０１２％以下を含み、さらに、Ａｌ：０．０８０％以下、Ｔｉ：０．０２０～０．３００％、Ｏ：０．０１５％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなるワイヤ組成を有する溶接ワイヤとし、
下記式（１）で定義されるβが１．１以下を満足するように、前記レーザー・アークハイブリッド溶接を行なうことを特徴とするレーザー・アークハイブリッド溶接継手の製造方法である。
β＝（０．８×［Ａｌ］Ｂ＋０．２×（１－０．９×α）×［Ａｌ］ＷＩ）／（０．００５＋０．８×［Ｏ］Ｂ＋０．２×［Ｏ］ＷＩ＋０．０２×α）
・・・（１）
ここで、［Ａｌ］Ｂ：鋼板のＡｌ含有量（質量％）、［Ａｌ］ＷＩ：溶接ワイヤのＡｌ含有量（質量％）、［Ｏ］Ｂ：鋼板のＯ含有量（質量％）、［Ｏ］ＷＩ：溶接ワイヤのＯ含有量（質量％）、α：炭酸ガス混合比率（体積比率）である。
［２］上記の［１］において、前記鋼板は、前記鋼板組成に加えてさらに、質量％で、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：２．０％以下、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｎｂ：０．１０％以下、Ｖ：０．１０％以下、Ｃａ：０．００４％以下、ＲＥＭ：０．０５０％以下、Ｂ：０．００３０％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有するレーザー・アークハイブリッド溶接継手の製造方法である。
［３］上記の［１］または［２］において、前記ワイヤは、前記ワイヤ組成に加えてさらに、質量％で、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：２．０％以下、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．８０％以下、Ｎｂ：０．１０％以下、Ｖ：０．１０％以下、Ｃａ：０．００４％以下、ＲＥＭ：０．０８０％以下、Ｂ：０．００６０％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有するレーザー・アークハイブリッド溶接継手の製造方法である。
［４］上記の［１］から［３］のいずれかにおいて、前記レーザー・アークハイブリッド溶接継手の溶接金属がその中央部で、質量％で、Ｃ：０．０４～０．１５％、Ｓｉ：０．１０～０．６０％、Ｍｎ：０．８～２．０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎ：０．０１０％以下、Ｔｉ：０．００４～０．０４０％、Ａｌ：０．０２５％以下、Ｏ：０．００８～０．０４０％を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、かつ、前記Ａｌの含有量［Ａｌ］ＷＥと前記Ｏの含有量［Ｏ］ＷＥの比、［Ａｌ］ＷＥ／［Ｏ］ＷＥが、１．１以下を満足する溶接金属組成を有するレーザー・アークハイブリッド溶接継手の製造方法である。
［５］上記の［４］において、前記溶接金属は、前記溶接金属組成に加えてさらに、質量％で、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：２．０％以下、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｎｂ：０．１０％以下、Ｖ：０．１０％以下、Ｃａ：０．００４％以下、ＲＥＭ：０．０６０％以下、Ｂ：０．００４０％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有するレーザー・アークハイブリッド溶接継手の製造方法である。
本発明によれば、溶接金属靭性、さらに溶接ボンド部靭性に優れたレーザー・アークハイブリッド溶接継手を作製することができ、産業上格段の効果を奏する。
本実施形態は、突き合せた鋼板同士を、レーザー溶接とアーク溶接とを組み合わせたレーザー・アークハイブリッド溶接して溶接継手を作製するレーザー・アークハイブリッド溶接継手の製造方法である。なお、突き合せる鋼板は、溶接安定性の観点から板厚が６～３６ｍｍの鋼板とすることが好ましい。
まず、本実施形態に係る溶接継手の鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０４～０．１５％、Ｓｉ：０．０４～０．６０％、Ｍｎ：０．５～２．０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎ：０．００６％以下を含み、さらに、Ａｌ：０．０２５％以下、Ｔｉ：０．００５～０．０３０％、Ｏ（酸素）：０．００８％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する。
鋼板の成分組成の限定理由は、つぎのとおりである。以下、組成に関する「質量％」は、単に「％」と記す。
鋼板の成分組成の限定理由は、つぎのとおりである。以下、組成に関する「質量％」は、単に「％」と記す。
Ｃ：０．０４～０．１５％
Ｃは、鋼板強度を安価に向上するのに有効な元素であり、本実施形態ではＣ含有量は、０．０４％以上とする。一方、Ｃ含有量は、０．１５％を超えて含有すると、溶接熱影響部が硬化し、溶接ボンド部を含む溶接熱影響部靭性が低下する。そのため、Ｃ含有量は０．０４～０．１５％とする。なお、好ましくは、Ｃ含有量は、０．０５～０．１３％であり、より好ましくは０．０６～０．１２％である。
Ｃは、鋼板強度を安価に向上するのに有効な元素であり、本実施形態ではＣ含有量は、０．０４％以上とする。一方、Ｃ含有量は、０．１５％を超えて含有すると、溶接熱影響部が硬化し、溶接ボンド部を含む溶接熱影響部靭性が低下する。そのため、Ｃ含有量は０．０４～０．１５％とする。なお、好ましくは、Ｃ含有量は、０．０５～０．１３％であり、より好ましくは０．０６～０．１２％である。
Ｓｉ：０．０４～０．６０％
Ｓｉは、脱酸元素として作用するとともに、鋼板の強度向上に有効に寄与する元素である。そのような効果を得るため、Ｓｉ含有量は、０．０４％以上とする。一方、Ｓｉ含有量が、０．６０％を超えると、溶接熱影響部で硬質な第２相（島状マルテンサイト）を形成し、溶接熱影響部（溶接ボンド部を含む）の靭性が低下する。そのため、Ｓｉ含有量は０．０４～０．６０％とする。なお、Ｓｉ含有量は、好ましくは０．０８～０．５０％であり、より好ましくは０．１０～０．４５％である。
Ｓｉは、脱酸元素として作用するとともに、鋼板の強度向上に有効に寄与する元素である。そのような効果を得るため、Ｓｉ含有量は、０．０４％以上とする。一方、Ｓｉ含有量が、０．６０％を超えると、溶接熱影響部で硬質な第２相（島状マルテンサイト）を形成し、溶接熱影響部（溶接ボンド部を含む）の靭性が低下する。そのため、Ｓｉ含有量は０．０４～０．６０％とする。なお、Ｓｉ含有量は、好ましくは０．０８～０．５０％であり、より好ましくは０．１０～０．４５％である。
Ｍｎ：０．５～２．０％
Ｍｎは、鋼板の強度向上に有用な元素である。そのような効果を得るため、Ｍｎ含有量は、０．５％以上とする。一方、Ｍｎ含有量が、２．０％を超えると、溶接熱影響部が硬化し、溶接熱影響部（溶接ボンド部を含む）靭性が低下する。そのため、Ｍｎ含有量は０．５～２．０％とする。なお、Ｍｎ含有量は、好ましくは０．６～１．８％であり、より好ましくは０．７～１．７％である。
Ｍｎは、鋼板の強度向上に有用な元素である。そのような効果を得るため、Ｍｎ含有量は、０．５％以上とする。一方、Ｍｎ含有量が、２．０％を超えると、溶接熱影響部が硬化し、溶接熱影響部（溶接ボンド部を含む）靭性が低下する。そのため、Ｍｎ含有量は０．５～２．０％とする。なお、Ｍｎ含有量は、好ましくは０．６～１．８％であり、より好ましくは０．７～１．７％である。
Ｐ：０．０１５％以下
Ｐは、鋼板の靭性を低下させる元素であり、また、溶接時の母材（鋼板）希釈で溶接金属に混入し、溶接金属の高温割れを誘発する。そのため、本実施形態では、Ｐ含有量は、できるだけ低減することが好ましいが、０．０１５％以下であれば許容でき、０．０１５％以下とする。なお、過度のＰの低減は、精練コストの高騰を招く。そのため、Ｐ含有量は０．００３％以上に調整することが好ましい。Ｐ含有量は、より好ましくは、０．００４～０．０１２％である。
Ｐは、鋼板の靭性を低下させる元素であり、また、溶接時の母材（鋼板）希釈で溶接金属に混入し、溶接金属の高温割れを誘発する。そのため、本実施形態では、Ｐ含有量は、できるだけ低減することが好ましいが、０．０１５％以下であれば許容でき、０．０１５％以下とする。なお、過度のＰの低減は、精練コストの高騰を招く。そのため、Ｐ含有量は０．００３％以上に調整することが好ましい。Ｐ含有量は、より好ましくは、０．００４～０．０１２％である。
Ｓ：０．０１０％以下
Ｓは、鋼板中ではＭｎＳを形成し、圧延時に延ばされて伸長したＭｎＳとなり、ラメラテアの発生の要因となる。そのため、本実施形態では、Ｓ含有量は、できるだけ低減することが好ましいが、０．０１０％以下であれば、許容できる。そのため、Ｓ含有量は、０．０１０％以下とする。なお、過度の低減は、精練コストの高騰を招く。そのため、Ｓ含有量は０．００１％以上に調整することが好ましい。より好ましくは、Ｓ含有量は、０．００２～０．００８％である。
Ｓは、鋼板中ではＭｎＳを形成し、圧延時に延ばされて伸長したＭｎＳとなり、ラメラテアの発生の要因となる。そのため、本実施形態では、Ｓ含有量は、できるだけ低減することが好ましいが、０．０１０％以下であれば、許容できる。そのため、Ｓ含有量は、０．０１０％以下とする。なお、過度の低減は、精練コストの高騰を招く。そのため、Ｓ含有量は０．００１％以上に調整することが好ましい。より好ましくは、Ｓ含有量は、０．００２～０．００８％である。
Ｎ：０．００６％以下
Ｎは、不純物として混入する元素であり、固溶Ｎは靭性を低下させるため、Ｎ含有量は、できるだけ低減することが好ましいが、０．００６％以下であれば、許容できる。そのため、Ｎ含有量は０．００６％以下とする。なお、過度の低減は、精練コストの高騰を招くため、Ｎ含有量は０．００２％以上が好ましい。より好ましくは、Ｎ含有量は０．００３～０．００５％である。
Ｎは、不純物として混入する元素であり、固溶Ｎは靭性を低下させるため、Ｎ含有量は、できるだけ低減することが好ましいが、０．００６％以下であれば、許容できる。そのため、Ｎ含有量は０．００６％以下とする。なお、過度の低減は、精練コストの高騰を招くため、Ｎ含有量は０．００２％以上が好ましい。より好ましくは、Ｎ含有量は０．００３～０．００５％である。
Ａｌ：０．０２５％以下
Ａｌは、脱酸元素として作用するとともに、ミクロ組織の微細化に寄与し、鋼板（母材）の靭性を向上させる効果を有する。このような効果を得るためには、Ａｌ含有量は、０．００４％以上とすることが好ましい。一方、Ａｌ含有量が、０．０２５％を超えると、溶接金属の靭性を低下させる。そのため、Ａｌ含有量は０．０２５％以下とする。なお、Ａｌ含有量は、好ましくは、０．００４～０．０２０％であり、より好ましくは０．００５～０．０１８％である。
Ａｌは、脱酸元素として作用するとともに、ミクロ組織の微細化に寄与し、鋼板（母材）の靭性を向上させる効果を有する。このような効果を得るためには、Ａｌ含有量は、０．００４％以上とすることが好ましい。一方、Ａｌ含有量が、０．０２５％を超えると、溶接金属の靭性を低下させる。そのため、Ａｌ含有量は０．０２５％以下とする。なお、Ａｌ含有量は、好ましくは、０．００４～０．０２０％であり、より好ましくは０．００５～０．０１８％である。
なお、レーザー・アークハイブリッド溶接の場合は、母材（鋼板）からの希釈が大きくなるため、溶接金属のＡｌ含有量に対する鋼板のＡｌ含有量の寄与が大きくなる。その結果、鋼板のＡｌ含有量が多くなると、溶接金属中のＡｌ量［Ａｌ］ＷＥが増加し、溶接金属中の［Ａｌ］ＷＥ／［Ｏ］ＷＥを１．１以下にすることが難しくなり、溶接金属の靭性が低下する。そのため、溶接金属の靭性向上のためには、溶接金属中のＡｌ含有量［Ａｌ］ＷＥを制限する必要がある。溶接金属中の［Ａｌ］ＷＥ／［Ｏ］ＷＥを１．１以下にするには、溶接金属中のＯ含有量［Ｏ］ＷＥの増加を勘案して、母材（鋼板）のＡｌ含有量［Ａｌ］Ｂを０．０２５％以下に制限するとともに、次式（１）で定義されるβが１．１以下となるように調整する。
β＝（０．８×［Ａｌ］Ｂ＋０．２×（１－０．９×α)×［Ａｌ］ＷＩ）/（０．００５＋０．８×［Ｏ］Ｂ＋０．２×［Ｏ］ＷＩ＋０．０２×α）
・・・（１）
ここで、［Ａｌ］Ｂ：鋼板のＡｌ含有量（質量％）、［Ａｌ］ＷＩ：溶接ワイヤのＡｌ含有量（質量％）、［Ｏ］Ｂ：鋼板のＯ含有量（質量％）、［Ｏ］ＷＩ：溶接ワイヤのＯ含有量（質量％）、α：炭酸ガス混合比率（体積比率）である。
β＝（０．８×［Ａｌ］Ｂ＋０．２×（１－０．９×α)×［Ａｌ］ＷＩ）/（０．００５＋０．８×［Ｏ］Ｂ＋０．２×［Ｏ］ＷＩ＋０．０２×α）
・・・（１）
ここで、［Ａｌ］Ｂ：鋼板のＡｌ含有量（質量％）、［Ａｌ］ＷＩ：溶接ワイヤのＡｌ含有量（質量％）、［Ｏ］Ｂ：鋼板のＯ含有量（質量％）、［Ｏ］ＷＩ：溶接ワイヤのＯ含有量（質量％）、α：炭酸ガス混合比率（体積比率）である。
Ｔｉ：０．００５～０．０３０％
Ｔｉは、窒化物形成元素であり、Ｎと結合してＴｉＮを形成し、ピン止め粒子として作用し、オーステナイト粒の粗大化を抑制し、熱影響部の靭性向上に寄与する。そのような効果を得るためには、Ｔｉ含有量は、０．００５％以上とする。一方、Ｔｉ含有量が０．０３０％を超えると、固溶Ｔｉ量が増加し母材靭性が低下する。そのため、Ｔｉ含有量は０．００５～０．０３０％とする。なお、Ｔｉ含有量は、好ましくは０．００８～０．０２５％であり、より好ましくは０．０１０～０．０２２％である。
Ｔｉは、窒化物形成元素であり、Ｎと結合してＴｉＮを形成し、ピン止め粒子として作用し、オーステナイト粒の粗大化を抑制し、熱影響部の靭性向上に寄与する。そのような効果を得るためには、Ｔｉ含有量は、０．００５％以上とする。一方、Ｔｉ含有量が０．０３０％を超えると、固溶Ｔｉ量が増加し母材靭性が低下する。そのため、Ｔｉ含有量は０．００５～０．０３０％とする。なお、Ｔｉ含有量は、好ましくは０．００８～０．０２５％であり、より好ましくは０．０１０～０．０２２％である。
Ｏ（酸素）：０．００８％以下
Ｏ（酸素）は、鋼板中では酸化物を形成し、破壊の発生起点となる。そのため、本実施形態では、Ｏ含有量はできるだけ低減することが好ましいが、０．００８％以下であれば許容できるため、０．００８％以下とする。なお、過度の低減は、精練コストの高騰を招くため、Ｏは０．００２％以上に調整することが好ましい。より好ましくは０．００３～０．００６％である。
Ｏ（酸素）は、鋼板中では酸化物を形成し、破壊の発生起点となる。そのため、本実施形態では、Ｏ含有量はできるだけ低減することが好ましいが、０．００８％以下であれば許容できるため、０．００８％以下とする。なお、過度の低減は、精練コストの高騰を招くため、Ｏは０．００２％以上に調整することが好ましい。より好ましくは０．００３～０．００６％である。
上記した成分が、本実施形態に係る鋼板の基本成分であるが、上記した基本成分に加えて、さらに選択元素として、必要に応じて、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：２．０％以下、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｎｂ：０．１０％以下、Ｖ：０．１０％以下、Ｃａ：０．００４％以下、ＲＥＭ：０．０５０％以下およびＢ：０．００３０％以下のうちの１種または２種以上を含有できる。
Ｃｕ：１．０％以下
Ｃｕは、鋼板強度を高めるとともに、耐食性を向上させる元素であり、このような効果を得るためには、０．１％以上の含有を必要とする。一方、１．０％を超えて含有すると、赤熱脆性を示し、鋼板の表面割れが発生して、鋼板の製造性が低下する。そのため、Ｃｕを含有する場合には、１．０％以下に限定することが好ましい。より好ましくは０．２～０．８％である。
Ｃｕは、鋼板強度を高めるとともに、耐食性を向上させる元素であり、このような効果を得るためには、０．１％以上の含有を必要とする。一方、１．０％を超えて含有すると、赤熱脆性を示し、鋼板の表面割れが発生して、鋼板の製造性が低下する。そのため、Ｃｕを含有する場合には、１．０％以下に限定することが好ましい。より好ましくは０．２～０．８％である。
Ｎｉ：２．０％以下
Ｎｉは、鋼板の靭性を低下させずに鋼板強度を向上させ、また溶接熱影響部の靭性を改善させる元素であり、そのような効果を得るためには、０．１％以上の含有を必要とする。一方、２．０％を超える含有は、製造コストを高騰させる。そのため、含有する場合は、Ｎｉは２．０％以下に限定することが好ましい。より好ましくは０．２～１．８％である。
Ｎｉは、鋼板の靭性を低下させずに鋼板強度を向上させ、また溶接熱影響部の靭性を改善させる元素であり、そのような効果を得るためには、０．１％以上の含有を必要とする。一方、２．０％を超える含有は、製造コストを高騰させる。そのため、含有する場合は、Ｎｉは２．０％以下に限定することが好ましい。より好ましくは０．２～１．８％である。
Ｃｒ：０．５０％以下
Ｃｒは、母材の強度を向上させる元素であり、このような効果を得るためには、０．０１％以上の含有を必要とするが、０．５０％を超える含有は鋼板の靭性を低下させる。そのため、含有する場合は、Ｃｒは０．５０％以下に限定することが好ましい。より好ましくは０．０２～０．４５％である。
Ｃｒは、母材の強度を向上させる元素であり、このような効果を得るためには、０．０１％以上の含有を必要とするが、０．５０％を超える含有は鋼板の靭性を低下させる。そのため、含有する場合は、Ｃｒは０．５０％以下に限定することが好ましい。より好ましくは０．０２～０．４５％である。
Ｍｏ：０．５０％以下
Ｍｏは、母材の強度を向上させる元素であり、このような効果を得るためには、０．０１％以上の含有を必要とするが、０．５０％を超える含有は鋼板の靭性を低下させる。そのため、含有する場合は、Ｍｏは０．５０％以下に限定することが好ましい。より好ましくは０．０２～０．４５％である。
Ｍｏは、母材の強度を向上させる元素であり、このような効果を得るためには、０．０１％以上の含有を必要とするが、０．５０％を超える含有は鋼板の靭性を低下させる。そのため、含有する場合は、Ｍｏは０．５０％以下に限定することが好ましい。より好ましくは０．０２～０．４５％である。
Ｎｂ：０．１０％以下
Ｎｂは、焼入れ性の向上を介して、母材の強度を向上させる元素であり、このような効果を得るためには、０．０１％以上の含有を必要とするが、０．１０％を超える含有は鋼板の靭性を低下させる。そのため、含有する場合は、Ｎｂは０．１０％以下に限定することが好ましい。より好ましくは０．０２～０．０８％である。
Ｎｂは、焼入れ性の向上を介して、母材の強度を向上させる元素であり、このような効果を得るためには、０．０１％以上の含有を必要とするが、０．１０％を超える含有は鋼板の靭性を低下させる。そのため、含有する場合は、Ｎｂは０．１０％以下に限定することが好ましい。より好ましくは０．０２～０．０８％である。
Ｖ：０．１０％以下
Ｖは、微細な炭化物を析出させて、母材の強度を向上させる元素であり、このような効果を得るためには、０．０１％以上の含有を必要とするが、０．１０％を超える含有は鋼板の靭性を低下させる。そのため、含有する場合は、Ｖは０．１０％以下に限定することが好ましい。より好ましくは０．０２～０．０８％である。
Ｖは、微細な炭化物を析出させて、母材の強度を向上させる元素であり、このような効果を得るためには、０．０１％以上の含有を必要とするが、０．１０％を超える含有は鋼板の靭性を低下させる。そのため、含有する場合は、Ｖは０．１０％以下に限定することが好ましい。より好ましくは０．０２～０．０８％である。
Ｃａ：０．００４％以下
Ｃａは、Ｓと結合し、球状のＣａＳを形成して、硫化物の形状制御に寄与する元素であり、板厚方向に引張応力が作用する場合に、ラメラテアの発生を防止する。そのような効果を得るためには、Ｃａは０．００１％以上の含有を必要とする。一方、０．００４％を超えるＣａの含有は、粗大なＣａＳが増加し、破壊の発生起点となり、鋼板の靭性を低下させる。そのため、含有する場合は、Ｃａは０．００４％以下に限定することが好ましい。より好ましくは０．００２～０．００３％である。
Ｃａは、Ｓと結合し、球状のＣａＳを形成して、硫化物の形状制御に寄与する元素であり、板厚方向に引張応力が作用する場合に、ラメラテアの発生を防止する。そのような効果を得るためには、Ｃａは０．００１％以上の含有を必要とする。一方、０．００４％を超えるＣａの含有は、粗大なＣａＳが増加し、破壊の発生起点となり、鋼板の靭性を低下させる。そのため、含有する場合は、Ｃａは０．００４％以下に限定することが好ましい。より好ましくは０．００２～０．００３％である。
ＲＥＭ：０．０５０％以下
ＲＥＭは、Ｓと結合し、硫化物を形成する。この硫化物はフェライト核生成能を有し、オーステナイト粒内からフェライト粒を形成して、ミクロ組織微細化に寄与する。このような効果を得るためには、ＲＥＭは０．００１％以上の含有を必要とする。一方、０．０５０％を超える含有は、ＲＥＭがオーステナイト粒界に偏析して延性を低下させ、割れの発生要因となり、鋼板の製造性が低下する。そのため、含有する場合は、ＲＥＭは０．０５０％以下に限定することが好ましい。より好ましくは０．００２～０．０４５％である。
ＲＥＭは、Ｓと結合し、硫化物を形成する。この硫化物はフェライト核生成能を有し、オーステナイト粒内からフェライト粒を形成して、ミクロ組織微細化に寄与する。このような効果を得るためには、ＲＥＭは０．００１％以上の含有を必要とする。一方、０．０５０％を超える含有は、ＲＥＭがオーステナイト粒界に偏析して延性を低下させ、割れの発生要因となり、鋼板の製造性が低下する。そのため、含有する場合は、ＲＥＭは０．０５０％以下に限定することが好ましい。より好ましくは０．００２～０．０４５％である。
Ｂ：０．００３０％以下
Ｂは、Ｎと結合し、オーステナイト粒内でＢＮを形成する。熱影響部で形成されたＢＮはフェライト核生成サイトとなるため、ミクロ組織が微細化し、熱影響部の靭性向上に寄与する。そのような効果を得るためには、Ｂは０．０００５％以上の含有を必要とする。一方、０．００３０％を超える含有は、鋳造凝固時にオーステナイト粒界に偏析し、液相を形成して、割れの発生を誘引する。そのため、含有する場合は、Ｂは０．００３０％以下に限定することが好ましい。より好ましくは０．０００８～０．００２５％である。
上記した成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物からなる。
Ｂは、Ｎと結合し、オーステナイト粒内でＢＮを形成する。熱影響部で形成されたＢＮはフェライト核生成サイトとなるため、ミクロ組織が微細化し、熱影響部の靭性向上に寄与する。そのような効果を得るためには、Ｂは０．０００５％以上の含有を必要とする。一方、０．００３０％を超える含有は、鋳造凝固時にオーステナイト粒界に偏析し、液相を形成して、割れの発生を誘引する。そのため、含有する場合は、Ｂは０．００３０％以下に限定することが好ましい。より好ましくは０．０００８～０．００２５％である。
上記した成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物からなる。
本実施形態に係る溶接継手の製造方法では、上記した鋼板組成を有する鋼板同士を突き合わせて、所定形状の開先を形成し、レーザー・アークハイブリッド溶接を行なって、レーザー・アークハイブリッド溶接継手を作製する。なお、所定形状の開先としては、Ｉ開先、Ｙ開先、Ｖ開先等が例示できる。
本実施形態に係る溶接継手の製造方法で使用するレーザー・アークハイブリッド溶接は、アーク溶接を、炭酸ガスと不活性ガスからなる混合ガスをシールドガスとするガスメタルアーク溶接とし、レーザー溶接と組み合わせる。用いるレーザー溶接のレーザー源は、とくに限定する必要はないが、ビーム品質を維持したままで高出力化が容易なファイバーレーザーを用いるレーザー溶接とすることが好ましい。
レーザー溶接とアーク溶接との組合せは、図１に示すように、アーク電極（アークトーチ）を溶接進行方向の前方に配置してアーク溶接を行なう。すなわち、アーク電極（アークトーチ）の後方にレーザーヘッドを配置してレーザービームを照射してレーザー溶接を行なう、いわゆる先行：アーク溶接、後行：レーザー溶接とする配置が好ましい。しかし、先行：レーザー溶接、後行：アーク溶接とする配置としても問題ない。なお、先行：アーク溶接、後行：レーザー溶接の場合のレーザービームの狙い位置は、アークとの干渉を防止する目的から、アーク電極中心点から１～５ｍｍ後方の位置とすることが好ましい。
また、レーザー溶接の溶接条件は、被溶接材の板厚に応じて、適宜選択することが好ましい。例えば、板厚：６ｍｍ以上１２ｍｍ未満の範囲では、レーザー出力：５～１０ｋＷ、溶接速度０．８～２．０ｍ／ｍｉｎ、板厚：１２ｍｍ以上２４ｍｍ未満の範囲では、レーザー出力：８～３０ｋＷ、溶接速度０．６～１．４ｍ／ｍｉｎ、板厚：２４ｍｍ以上３６ｍｍ未満の範囲では、レーザー出力：２０～６０ｋＷ、溶接速度０．３～１．０ｍ／ｍｉｎ、とすることが好ましい。
また、アーク溶接（ガスメタルアーク溶接）の溶接条件は、アーク安定性を考慮して、下向き姿勢で、ワイヤ突き出し長さ：１０～２５ｍｍ、電流：２２０～３８０Ａ、電圧：２８～４６Ｖ、溶接速度：０．３～１．８ｍ／ｍｉｎの範囲とすることが好ましい。また、アーク溶接（ガスメタルアーク溶接）のシールドガスは、混合比率α（体積比率）の炭酸ガスと残部がＡｒガス等の不活性ガスからなる混合ガスを用いるものとする。なお、混合比率αは、０．０５～１．００の範囲とすることが、アーク安定性の観点から好ましく、より好ましくは、０．２０～１．００である。
本実施形態に係る溶接継手の製造方法で、アーク溶接（ガスメタルアーク溶接）で使用する溶接ワイヤは、Ｃ：０．０３～０．１２％、Ｓｉ：０．３０～１．００％、Ｍｎ：１．２～２．５％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎ：０．０１２％以下を含み、さらに、Ａｌ：０．０８０％以下、Ｔｉ：０．０２０～０．３００％、Ｏ：０．０１５％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなるワイヤ組成を有する溶接ワイヤとする。なお、使用する溶接ワイヤは、アーク安定性の観点から０．９～１．６ｍｍΦのワイヤとすることが好ましい。
つぎに、溶接ワイヤの組成（ワイヤ組成）の限定理由について説明する。
つぎに、溶接ワイヤの組成（ワイヤ組成）の限定理由について説明する。
Ｃ：０．０３～０．１２％
Ｃは、溶接金属の強度を安価に向上する元素であり、そのような効果を得るためには、Ｃ含有量は、０．０３％以上とする。一方、Ｃ含有量が、０．１２％を超えると、溶接金属が硬化するため、靭性が低下する。そのため、溶接ワイヤのＣ含有量は０．０３～０．１２％とする。なお、Ｃ含有量は、好ましくは０．０５～０．１２％であり、より好ましくは０．０６～０．１１％である。
Ｃは、溶接金属の強度を安価に向上する元素であり、そのような効果を得るためには、Ｃ含有量は、０．０３％以上とする。一方、Ｃ含有量が、０．１２％を超えると、溶接金属が硬化するため、靭性が低下する。そのため、溶接ワイヤのＣ含有量は０．０３～０．１２％とする。なお、Ｃ含有量は、好ましくは０．０５～０．１２％であり、より好ましくは０．０６～０．１１％である。
Ｓｉ：０．３０～１．００％
Ｓｉは、脱酸剤として作用するとともに、溶接金属の強度上昇に寄与する元素である。そのような効果を得るためには、Ｓｉ含有量は、０．３０％以上とする。一方、Ｓｉ含有量が、１．００％を超えると、溶接金属中でアシキュラーフェライトのラス間に硬質な第２相（島状マルテンサイト）を形成するため、溶接金属の靭性が低下する。そのため、溶接ワイヤのＳｉ含有量は０．３０～１．００％とする。なお、Ｓｉ含有量は、好ましくは０．４０～０．９０％であり、より好ましくは０．４５～０．８５％である。
Ｓｉは、脱酸剤として作用するとともに、溶接金属の強度上昇に寄与する元素である。そのような効果を得るためには、Ｓｉ含有量は、０．３０％以上とする。一方、Ｓｉ含有量が、１．００％を超えると、溶接金属中でアシキュラーフェライトのラス間に硬質な第２相（島状マルテンサイト）を形成するため、溶接金属の靭性が低下する。そのため、溶接ワイヤのＳｉ含有量は０．３０～１．００％とする。なお、Ｓｉ含有量は、好ましくは０．４０～０．９０％であり、より好ましくは０．４５～０．８５％である。
Ｍｎ：１．２～２．５％
Ｍｎは、脱酸剤として作用するとともに、溶接金属の強度向上に寄与する元素である。そのような効果を得るためには、Ｍｎ含有量は１．２％以上とする。一方、Ｍｎ含有量が２．５％を超えると、溶接金属が硬化し、溶接金属の靭性が低下する。そのため、溶接ワイヤのＭｎ含有量は１．２～２．５％とする。なお、Ｍｎ含有量は、好ましくは１．４～２．３％であり、より好ましくは１．５～２．２％である。
Ｍｎは、脱酸剤として作用するとともに、溶接金属の強度向上に寄与する元素である。そのような効果を得るためには、Ｍｎ含有量は１．２％以上とする。一方、Ｍｎ含有量が２．５％を超えると、溶接金属が硬化し、溶接金属の靭性が低下する。そのため、溶接ワイヤのＭｎ含有量は１．２～２．５％とする。なお、Ｍｎ含有量は、好ましくは１．４～２．３％であり、より好ましくは１．５～２．２％である。
Ｐ：０．０１５％以下
Ｐは、溶接金属の凝固時に結晶粒界に偏析し、高温割れを誘発する元素であり、できるだけ低減することが好ましいが、Ｐ含有量が０．０１５％以下であれば、許容できる。そのため、溶接ワイヤのＰ含有量は０．０１５％以下に限定した。なお、過度の低減は、精練コストの高騰を招く。そのため、Ｐ含有量は０．００３％以上に調整することが好ましい。Ｐ含有量は、より好ましくは０．００４～０．０１３％である。
Ｐは、溶接金属の凝固時に結晶粒界に偏析し、高温割れを誘発する元素であり、できるだけ低減することが好ましいが、Ｐ含有量が０．０１５％以下であれば、許容できる。そのため、溶接ワイヤのＰ含有量は０．０１５％以下に限定した。なお、過度の低減は、精練コストの高騰を招く。そのため、Ｐ含有量は０．００３％以上に調整することが好ましい。Ｐ含有量は、より好ましくは０．００４～０．０１３％である。
Ｓ：０．０１０％以下
Ｓは、溶接金属の凝固時に結晶粒界に偏析し、高温割れを誘発する元素であり、本発明では、できるだけ低減することが好ましいが、Ｓ含有量が０．０１０％以下であれば、許容できる。そのため、溶接ワイヤのＳ含有量は０．０１０％以下とする。なお、過度の低減は、精練コストの高騰を招く。そのため、Ｓ含有量は０．００１％以上に調整することが好ましい。Ｓ含有量は、より好ましくは０．００２～０．００８％である。
Ｓは、溶接金属の凝固時に結晶粒界に偏析し、高温割れを誘発する元素であり、本発明では、できるだけ低減することが好ましいが、Ｓ含有量が０．０１０％以下であれば、許容できる。そのため、溶接ワイヤのＳ含有量は０．０１０％以下とする。なお、過度の低減は、精練コストの高騰を招く。そのため、Ｓ含有量は０．００１％以上に調整することが好ましい。Ｓ含有量は、より好ましくは０．００２～０．００８％である。
Ｎ：０．０１２％以下
Ｎは、溶接ワイヤ中に不可避的に混入するが、固溶Ｎ量が増加すると延性を劣化させ、ワイヤ伸線性を低下させる。そのため、Ｎ含有量はできるだけ低減することが好ましいが、０．０１２％以下であれば、許容できる。そのため、溶接ワイヤのＮ含有量は０．０１２％以下とする。なお、過度の低減は、精練コストの高騰を招くため、Ｎ含有量は０．００２％以上に調整することが好ましい。Ｎ含有量は、より好ましくは０．００３～０．０１０％である。
Ｎは、溶接ワイヤ中に不可避的に混入するが、固溶Ｎ量が増加すると延性を劣化させ、ワイヤ伸線性を低下させる。そのため、Ｎ含有量はできるだけ低減することが好ましいが、０．０１２％以下であれば、許容できる。そのため、溶接ワイヤのＮ含有量は０．０１２％以下とする。なお、過度の低減は、精練コストの高騰を招くため、Ｎ含有量は０．００２％以上に調整することが好ましい。Ｎ含有量は、より好ましくは０．００３～０．０１０％である。
Ａｌ：０．０８０％以下
Ａｌは、強力な脱酸元素であり、Ａｌの含有により酸化物を低減でき、ワイヤ素材の伸線性が向上する。そのような効果を得るためには、Ａｌ含有量は、０．００４％以上とする。一方、Ａｌ含有量が、０．０８０％を超えると、粗大なＡｌ２Ｏ３が増加し、破壊の発生起点となるため、ワイヤ伸線性が低下する。そのため、溶接ワイヤのＡｌ含有量は０．０８０％以下とする。なお、Ａｌ含有量は、好ましくは、０．０７０％以下であり、より好ましくは０．００８～０．０６０％である。
Ａｌは、強力な脱酸元素であり、Ａｌの含有により酸化物を低減でき、ワイヤ素材の伸線性が向上する。そのような効果を得るためには、Ａｌ含有量は、０．００４％以上とする。一方、Ａｌ含有量が、０．０８０％を超えると、粗大なＡｌ２Ｏ３が増加し、破壊の発生起点となるため、ワイヤ伸線性が低下する。そのため、溶接ワイヤのＡｌ含有量は０．０８０％以下とする。なお、Ａｌ含有量は、好ましくは、０．０７０％以下であり、より好ましくは０．００８～０．０６０％である。
Ｔｉ：０．０２０～０．３００％
Ｔｉは、溶接金属中でＴｉ酸化物を形成し、アシキュラーフェライトの生成核となり、組織の微細化に寄与する。そのような効果を得るためには、溶接ワイヤのＴｉ含有量は０．０２０％以上の含有を必要とする。一方、Ｔｉ含有量が０．３００％を超えると、溶接金属の靭性が低下する。そのため、溶接ワイヤのＴｉ含有量は０．０２０～０．３００％とする。なお、Ｔｉ含有量は、好ましくは、０．０４０～０．２５０％であり、より好ましくは０．０５０～０．２２０％である。
Ｔｉは、溶接金属中でＴｉ酸化物を形成し、アシキュラーフェライトの生成核となり、組織の微細化に寄与する。そのような効果を得るためには、溶接ワイヤのＴｉ含有量は０．０２０％以上の含有を必要とする。一方、Ｔｉ含有量が０．３００％を超えると、溶接金属の靭性が低下する。そのため、溶接ワイヤのＴｉ含有量は０．０２０～０．３００％とする。なお、Ｔｉ含有量は、好ましくは、０．０４０～０．２５０％であり、より好ましくは０．０５０～０．２２０％である。
Ｏ：０．０１５％以下
Ｏは、不純物として混入する元素であるが、溶接ワイヤ中に酸化物を形成することでワイヤ伸線性を低下させる。そのため、できるだけ低減することが好ましいが、Ｏ含有量が０．０１５％以下であれば許容できるため、溶接ワイヤのＯ含有量は０．０１５％以下とする。なお、過度の低減は、精練コストの高騰を招くため、Ｏ含有量は、好ましくは０．００２％以上であり、より好ましくは０．００３～０．０１２％である。
Ｏは、不純物として混入する元素であるが、溶接ワイヤ中に酸化物を形成することでワイヤ伸線性を低下させる。そのため、できるだけ低減することが好ましいが、Ｏ含有量が０．０１５％以下であれば許容できるため、溶接ワイヤのＯ含有量は０．０１５％以下とする。なお、過度の低減は、精練コストの高騰を招くため、Ｏ含有量は、好ましくは０．００２％以上であり、より好ましくは０．００３～０．０１２％である。
上記した成分が、ワイヤの基本成分であるが、本実施形態に係る溶接継手の製造方法では、上記した基本の組成に加えてさらに、必要に応じて、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：２．０％以下、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．８０％以下、Ｎｂ：０．１０％以下、Ｖ：０．１０％以下、Ｃａ：０．００４％以下、ＲＥＭ：０．０８０％以下、Ｂ：０．００６０％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有できる。
Ｃｕ：１．０％以下
Ｃｕは、溶接金属の強度および耐食性の向上に寄与する元素であり、そのような効果を得るためには、０．１％以上の含有を必要とするが、１．０％を超えて含有すると、凝固時にオーステナイト粒界に液相を生成させ、高温割れを誘発する。そのため、含有する場合には、溶接ワイヤのＣｕ含有量は１．０％以下に限定することが好ましい。より好ましくは０．２～０．８％である。
Ｃｕは、溶接金属の強度および耐食性の向上に寄与する元素であり、そのような効果を得るためには、０．１％以上の含有を必要とするが、１．０％を超えて含有すると、凝固時にオーステナイト粒界に液相を生成させ、高温割れを誘発する。そのため、含有する場合には、溶接ワイヤのＣｕ含有量は１．０％以下に限定することが好ましい。より好ましくは０．２～０．８％である。
Ｎｉ：２．０％以下
Ｎｉは、溶接金属の靭性を低下させずに、強度を向上させる元素であり、そのような効果を得るためには０．１％以上の含有を必要とするが、２．０％を超える含有は製造コストの高騰を招く。そのため、含有する場合には、溶接ワイヤのＮｉ含有量は２．０％以下に限定することが好ましい。より好ましくは０．２～１．８％である。
Ｎｉは、溶接金属の靭性を低下させずに、強度を向上させる元素であり、そのような効果を得るためには０．１％以上の含有を必要とするが、２．０％を超える含有は製造コストの高騰を招く。そのため、含有する場合には、溶接ワイヤのＮｉ含有量は２．０％以下に限定することが好ましい。より好ましくは０．２～１．８％である。
Ｃｒ：０．５０％以下
Ｃｒは、溶接金属の強度を向上させる元素であり、そのような効果を得るためには、０．０１％以上の含有を必要とするが、０．５０％を超える含有は溶接金属の靭性を低下させる。そのため、含有する場合には、溶接ワイヤのＣｒ含有量は０．５０％以下に限定することが好ましい。より好ましくは０．０２～０．４５％である。
Ｃｒは、溶接金属の強度を向上させる元素であり、そのような効果を得るためには、０．０１％以上の含有を必要とするが、０．５０％を超える含有は溶接金属の靭性を低下させる。そのため、含有する場合には、溶接ワイヤのＣｒ含有量は０．５０％以下に限定することが好ましい。より好ましくは０．０２～０．４５％である。
Ｍｏ：０．８０％以下
Ｍｏは、溶接金属の強度を向上させ、また、低い靭性の粒界フェライトやフェライトサイドプレートの形成を抑制する。そのような効果を得るためには、０．０１％以上を含有する必要があるが、０．８０％を超える含有は、溶接金属を硬化させ、溶接金属の靭性を低下させる。そのため、含有する場合には、Ｍｏは０．８０％以下に限定することが好ましい。より好ましくは０．０２～０．７０％である。
Ｍｏは、溶接金属の強度を向上させ、また、低い靭性の粒界フェライトやフェライトサイドプレートの形成を抑制する。そのような効果を得るためには、０．０１％以上を含有する必要があるが、０．８０％を超える含有は、溶接金属を硬化させ、溶接金属の靭性を低下させる。そのため、含有する場合には、Ｍｏは０．８０％以下に限定することが好ましい。より好ましくは０．０２～０．７０％である。
Ｎｂ：０．１０％以下
Ｎｂは、焼入れ性を向上させ、低い靭性の粒界フェライトやフェライトサイドプレートの形成を抑制する。そのような効果を得るためには、０．０１％以上を含有する必要があるが、０．１０％を超える含有は、溶接金属の靭性を低下させる。そのため、含有する場合には、溶接ワイヤのＮｂ含有量は０．１０％以下に限定することが好ましい。より好ましくは０．０２～０．０８％である。
Ｎｂは、焼入れ性を向上させ、低い靭性の粒界フェライトやフェライトサイドプレートの形成を抑制する。そのような効果を得るためには、０．０１％以上を含有する必要があるが、０．１０％を超える含有は、溶接金属の靭性を低下させる。そのため、含有する場合には、溶接ワイヤのＮｂ含有量は０．１０％以下に限定することが好ましい。より好ましくは０．０２～０．０８％である。
Ｖ：０．１０％以下
Ｖは、微細な炭化物を析出させることで、溶接金属の強度向上に寄与する元素である。そのような効果を得るためには、０．０１％以上含有する必要がある、０．１０％を超える含有は、溶接金属の靭性を低下させる。そのため、含有する場合には、溶接ワイヤのＶ含有量は０．１０％以下に限定することが好ましい。より好ましくは０．０２～０．０８％である。
Ｖは、微細な炭化物を析出させることで、溶接金属の強度向上に寄与する元素である。そのような効果を得るためには、０．０１％以上含有する必要がある、０．１０％を超える含有は、溶接金属の靭性を低下させる。そのため、含有する場合には、溶接ワイヤのＶ含有量は０．１０％以下に限定することが好ましい。より好ましくは０．０２～０．０８％である。
Ｃａ：０．００４％以下
Ｃａは、Ｓと結合しＣａＳを形成して、高温割れの抑制に寄与する元素である。このような効果を得るためには、０．００１％以上の含有を必要とする。一方、０．００４％を超える含有は粗大なＣａＳを形成し、破壊の発生起点となり、溶接金属の靭性低下を招く。そのため、含有する場合には、溶接ワイヤのＣａ含有量は０．００４％以下に限定することが好ましい。より好ましくは０．００２～０．００３％である。
Ｃａは、Ｓと結合しＣａＳを形成して、高温割れの抑制に寄与する元素である。このような効果を得るためには、０．００１％以上の含有を必要とする。一方、０．００４％を超える含有は粗大なＣａＳを形成し、破壊の発生起点となり、溶接金属の靭性低下を招く。そのため、含有する場合には、溶接ワイヤのＣａ含有量は０．００４％以下に限定することが好ましい。より好ましくは０．００２～０．００３％である。
ＲＥＭ：０．０８０％以下
ＲＥＭは、陰極での電子放出能を高める元素である。ＲＥＭを含有するワイヤでワイヤマイナスの正極性でアーク溶接した場合には、アークが安定し、スパッタを著しく低下させる効果がある。このような効果を得るためには、０．０１０％以上の含有を必要とする。一方、０．０８０％を超える添加は熱間延性を低下させ、ワイヤ製造性が低下する。そのため、含有する場合には、溶接ワイヤのＲＥＭ含有量は０．０８０％以下に限定することが好ましい。より好ましくは０．００２～０．０７０％である。
ＲＥＭは、陰極での電子放出能を高める元素である。ＲＥＭを含有するワイヤでワイヤマイナスの正極性でアーク溶接した場合には、アークが安定し、スパッタを著しく低下させる効果がある。このような効果を得るためには、０．０１０％以上の含有を必要とする。一方、０．０８０％を超える添加は熱間延性を低下させ、ワイヤ製造性が低下する。そのため、含有する場合には、溶接ワイヤのＲＥＭ含有量は０．０８０％以下に限定することが好ましい。より好ましくは０．００２～０．０７０％である。
Ｂ：０．００６０％以下
Ｂは、溶接金属中でオーステナイト粒界に偏析し、粒界エネルギーを低下させることにより、低い靭性の粒界フェライトやフェライトサイドプレートを抑制する効果がある。このような効果を得るためには、０．０００５％以上の含有を必要とする。一方、０．００６０％を超える含有では、ワイヤ素材（鋼塊）の鋳造時の割れを誘発し、歩留りを低下させる。そのため、含有する場合には、溶接ワイヤのＢ含有量は０．００６０％以下に限定することが好ましい。より好ましくは０．００１０～０．００５０％である。
Ｂは、溶接金属中でオーステナイト粒界に偏析し、粒界エネルギーを低下させることにより、低い靭性の粒界フェライトやフェライトサイドプレートを抑制する効果がある。このような効果を得るためには、０．０００５％以上の含有を必要とする。一方、０．００６０％を超える含有では、ワイヤ素材（鋼塊）の鋳造時の割れを誘発し、歩留りを低下させる。そのため、含有する場合には、溶接ワイヤのＢ含有量は０．００６０％以下に限定することが好ましい。より好ましくは０．００１０～０．００５０％である。
上記した成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物からなる。なお、ワイヤはソリッドワイヤおよびメタルコアードワイヤ、フラックスコアードワイヤのいずれでも適用できる。
本発明では、上記した鋼板組成の鋼板同士を突き合わせて、レーザー・アークハイブリッド溶接を行う。レーザー・アークハイブリッド溶接では、アーク溶接として、上記したワイヤ組成の溶接ワイヤを用い、炭酸ガス（混合比率α）とＡｒガス等の不活性ガスとの混合ガスをシールドガスとするガスメタルアーク溶接を用いる。なお、ガスメタルアーク溶接では、溶接トーチを溶接進行方向とは逆方向に対し２０～６０°傾けた下向き溶接とすることがレーザーとの干渉およびアーク安定性の観点から好ましい。
そして、本実施形態に係る溶接継手では、次式（１）で定義されるβが１．１以下を満足するように、鋼板のＡｌ含有量［Ａｌ］Ｂ、鋼板のＯ含有量［Ｏ］Ｂ、溶接ワイヤのＡｌ含有量［Ａｌ］ＷＩ、溶接ワイヤのＯ含有量［Ｏ］ＷＩ、および混合ガスにおける炭酸ガスの混合比率αを、調整して、レーザー・アークハイブリッド溶接を行う。
β＝（０．８×［Ａｌ］Ｂ＋０．２×（１－０．９×α）×［Ａｌ］ＷＩ）／（０．００５＋０．８×［Ｏ］Ｂ＋０．２×［Ｏ］ＷＩ＋０．０２×α）
・・・（１）
ここで、［Ａｌ］Ｂ：鋼板のＡｌ含有量（質量％）、［Ａｌ］ＷＩ：溶接ワイヤのＡｌ含有量（質量％）、［Ｏ］Ｂ：鋼板のＯ含有量（質量％）、［Ｏ］ＷＩ：溶接ワイヤのＯ含有量（質量％）、α：炭酸ガス混合比率（体積比率）である。
β＝（０．８×［Ａｌ］Ｂ＋０．２×（１－０．９×α）×［Ａｌ］ＷＩ）／（０．００５＋０．８×［Ｏ］Ｂ＋０．２×［Ｏ］ＷＩ＋０．０２×α）
・・・（１）
ここで、［Ａｌ］Ｂ：鋼板のＡｌ含有量（質量％）、［Ａｌ］ＷＩ：溶接ワイヤのＡｌ含有量（質量％）、［Ｏ］Ｂ：鋼板のＯ含有量（質量％）、［Ｏ］ＷＩ：溶接ワイヤのＯ含有量（質量％）、α：炭酸ガス混合比率（体積比率）である。
式（１）で定義されるβが１．１を超えて大きくなると、溶接金属中のＡｌ含有量［Ａｌ］ＷＥと酸素含有量［Ｏ］ＷＥの比、［Ａｌ］ＷＥ／［Ｏ］ＷＥを１．１以下に調整できなくなり、溶接金属の低温靭性が低下する。そのため、βを１．１以下になるように鋼板のＡｌ、Ｏ含有量、溶接ワイヤのＡｌ、Ｏ含有量および混合ガスにおける炭酸ガスの混合比率αの組合せを調整して、レーザー・アークハイブリッド溶接を行うこととした。例えば、使用する鋼板を一定とすれば、βが１．１以下となるように、溶接ワイヤの各成分、炭酸ガスの混合比率αを選択してレーザー・アークハイブリッド溶接を行う。
なお、上記したレーザー・アークハイブリッド溶接により得られたレーザー・アークハイブリッド溶接継手では、溶接金属の中央部が、質量％で、Ｃ：０．０４～０．１５％、Ｓｉ：０．１０～０．６０％、Ｍｎ：０．８～２．０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎ：０．０１０％以下、Ｔｉ：０．００４～０．０４０％、Ａｌ：０．０２５％以下、Ｏ：０．００８～０．０４０％を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、かつ、Ａｌの含有量［Ａｌ］ＷＥとＯの含有量［Ｏ］ＷＥの比、［Ａｌ］ＷＥ／［Ｏ］ＷＥが、１．１以下を満足する溶接金属組成を有することが好ましい。
つぎに、溶接金属の組成の好適範囲の限定理由について説明する。
つぎに、溶接金属の組成の好適範囲の限定理由について説明する。
Ｃ：０．０４～０．１５％
Ｃは、溶接金属の強度を安価に向上する元素である。Ｃ含有量が０．０４未満であると上記の強度向上が十分にえられない。そのため、Ｃ含有量は、０．０４％以上とする。一方、Ｃ含有量が０．１５％を超えると、溶接金属が硬化するため、靭性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．０４～０．１５％とする。なお、Ｃ含有量は、好ましくは０．０５～０．１３％である。
Ｃは、溶接金属の強度を安価に向上する元素である。Ｃ含有量が０．０４未満であると上記の強度向上が十分にえられない。そのため、Ｃ含有量は、０．０４％以上とする。一方、Ｃ含有量が０．１５％を超えると、溶接金属が硬化するため、靭性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．０４～０．１５％とする。なお、Ｃ含有量は、好ましくは０．０５～０．１３％である。
Ｓｉ：０．１０～０．６０％
Ｓｉは、溶接金属の強度上昇に寄与する元素である。そのような強度上昇の効果を得るため、Ｓｉ含有量は０．１０％以上とする。一方、Ｓｉ含有量が０．６０％を超えると、溶接金属中でアシキュラーフェライトのラス間に硬質な第２相（島状マルテンサイト）を形成するため、溶接金属の靭性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．１０～０．６０％とする。なお、Ｓｉ含有量は、好ましくは０．１５～０．５０％である。
Ｓｉは、溶接金属の強度上昇に寄与する元素である。そのような強度上昇の効果を得るため、Ｓｉ含有量は０．１０％以上とする。一方、Ｓｉ含有量が０．６０％を超えると、溶接金属中でアシキュラーフェライトのラス間に硬質な第２相（島状マルテンサイト）を形成するため、溶接金属の靭性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．１０～０．６０％とする。なお、Ｓｉ含有量は、好ましくは０．１５～０．５０％である。
Ｍｎ：０．８～２．０％
Ｍｎは、溶接金属の強度向上に寄与する元素である。そのような強度向上の効果を得るため、Ｍｎ含有量は０．８％以上する。一方、Ｍｎ含有量が２．０％を超えると、溶接金属が硬化し、溶接金属の靭性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は０．８～２．０％とする。なお、Ｍｎ含有量は、好ましくは１．０～１．８％である。
Ｍｎは、溶接金属の強度向上に寄与する元素である。そのような強度向上の効果を得るため、Ｍｎ含有量は０．８％以上する。一方、Ｍｎ含有量が２．０％を超えると、溶接金属が硬化し、溶接金属の靭性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は０．８～２．０％とする。なお、Ｍｎ含有量は、好ましくは１．０～１．８％である。
Ｐ：０．０１５％以下
Ｐは、溶接金属の凝固時に結晶粒界に偏析し、高温割れを誘発する元素である。そのような高温割れを抑制するため、Ｐ含有量は０．０１５％以下とする。Ｐ含有量は、好ましくは０．０１２％以下である。
Ｐは、溶接金属の凝固時に結晶粒界に偏析し、高温割れを誘発する元素である。そのような高温割れを抑制するため、Ｐ含有量は０．０１５％以下とする。Ｐ含有量は、好ましくは０．０１２％以下である。
Ｓ：０．０１０％以下
Ｓは、溶接金属の凝固時に結晶粒界に偏析し、高温割れを誘発する元素である。そのような高温割れを抑制するため、Ｓ含有量は０．０１０％以下とする。Ｓ含有量は、好ましくは０．００８％以下である。
Ｓは、溶接金属の凝固時に結晶粒界に偏析し、高温割れを誘発する元素である。そのような高温割れを抑制するため、Ｓ含有量は０．０１０％以下とする。Ｓ含有量は、好ましくは０．００８％以下である。
Ｎ：０．０１０％以下
Ｎは、溶接金属の靭性を劣化させる。そのような靭性低下を抑制するため、Ｎ含有量は０．０１０％以下とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．００８％以下である。
Ｎは、溶接金属の靭性を劣化させる。そのような靭性低下を抑制するため、Ｎ含有量は０．０１０％以下とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．００８％以下である。
Ｔｉ：０．００４～０．０４０％
Ｔｉは、溶接金属中でＴｉ酸化物を形成し、アシキュラーフェライトの生成核となり、組織が微細化する。そのような組織の微細化効果を得るため、Ｔｉ含有量は０．００４％以上とする。一方、Ｔｉ含有量が０．０４０％を超えると、溶接金属の靭性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０．００４～０．０４０％とする。Ｔｉ含有量は、好ましくは、０．００６～０．０３０％である。
Ｔｉは、溶接金属中でＴｉ酸化物を形成し、アシキュラーフェライトの生成核となり、組織が微細化する。そのような組織の微細化効果を得るため、Ｔｉ含有量は０．００４％以上とする。一方、Ｔｉ含有量が０．０４０％を超えると、溶接金属の靭性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０．００４～０．０４０％とする。Ｔｉ含有量は、好ましくは、０．００６～０．０３０％である。
Ａｌ：０．０２５％以下
Ａｌは、脱酸元素として作用し、酸化物を低減する。そのような脱酸効果を得るため、Ａｌ含有量は０．００４％以上とするのが好ましい。一方、Ａｌ含有量が０．０２５％を超えると、粗大なＡｌ２Ｏ３が増加し、靭性が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．０２５％以下とする。Ａｌ含有量は、より好ましくは０．００５～０．０２２％である。
Ａｌは、脱酸元素として作用し、酸化物を低減する。そのような脱酸効果を得るため、Ａｌ含有量は０．００４％以上とするのが好ましい。一方、Ａｌ含有量が０．０２５％を超えると、粗大なＡｌ２Ｏ３が増加し、靭性が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．０２５％以下とする。Ａｌ含有量は、より好ましくは０．００５～０．０２２％である。
Ｏ：０．００８～０．０４０％
Ｏは、鋼板および溶接ワイヤ、シールドガス中から混入し、溶接金属中で酸化物を形成し、アシキュラーフェライトの核生成サイトとなるため、０．００８％以上の含有を必要とする。一方、Ｏ含有量が０．０４０％を超えると、粗大な酸化物を形成し、破壊の発生起点となることで靭性が低下する。そのため、Ｏ含有量は、０．００８～０．０４０％とする。Ｏ含有量は、より好ましくは０．０１０～０．０３５％である。
Ｏは、鋼板および溶接ワイヤ、シールドガス中から混入し、溶接金属中で酸化物を形成し、アシキュラーフェライトの核生成サイトとなるため、０．００８％以上の含有を必要とする。一方、Ｏ含有量が０．０４０％を超えると、粗大な酸化物を形成し、破壊の発生起点となることで靭性が低下する。そのため、Ｏ含有量は、０．００８～０．０４０％とする。Ｏ含有量は、より好ましくは０．０１０～０．０３５％である。
上記した成分が、溶接金属の基本成分であるが、本実施形態に係る溶接継手では、上記した基本の組成に加えて、さらに、質量％で、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：２．０％以下、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｎｂ：０．１０％以下、Ｖ：０．１０％以下、Ｃａ：０．００４％以下、ＲＥＭ：０．０６０％以下、Ｂ：０．００４０％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することが好ましい。
Ｃｕ：１．０％以下
Ｃｕは、溶接金属の強度および耐食性が向上する元素である。その効果を得るため、０．１％以上とするのが好ましい。Ｃｕ含有量が１．０％を超えると、凝固時に高温割れを誘発する。したがって、Ｃｕ含有量は１．０％以下とする。Ｃｕ含有量は、より好ましくは０．２～０．８％である。
Ｃｕは、溶接金属の強度および耐食性が向上する元素である。その効果を得るため、０．１％以上とするのが好ましい。Ｃｕ含有量が１．０％を超えると、凝固時に高温割れを誘発する。したがって、Ｃｕ含有量は１．０％以下とする。Ｃｕ含有量は、より好ましくは０．２～０．８％である。
Ｎｉ：２．０％以下
Ｎｉは、溶接金属の靭性が低下することなく、強度が向上する元素である。その強度向上の効果を得るため、Ｎｉ含有量は０．１％以上とするのが好ましい。Ｎｉ含有量が２．０％を超えると、製造コストの高騰を招く。したがって、Ｎｉ含有量は２．０％以下とする。Ｎｉ含有量は、より好ましくは０．２～１．８％である。
Ｎｉは、溶接金属の靭性が低下することなく、強度が向上する元素である。その強度向上の効果を得るため、Ｎｉ含有量は０．１％以上とするのが好ましい。Ｎｉ含有量が２．０％を超えると、製造コストの高騰を招く。したがって、Ｎｉ含有量は２．０％以下とする。Ｎｉ含有量は、より好ましくは０．２～１．８％である。
Ｃｒ：０．５０％以下
Ｃｒは、溶接金属の強度が向上する元素である。その強度向上の効果を得るため、Ｃｒ含有量は、０．０１％以上とするのが好ましい。Ｃｒ含有量が０．５０％を超えると、溶接金属の靭性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は０．５０％以下とする。Ｃｒ含有量は、より好ましくは０．０２～０．４５％である。
Ｃｒは、溶接金属の強度が向上する元素である。その強度向上の効果を得るため、Ｃｒ含有量は、０．０１％以上とするのが好ましい。Ｃｒ含有量が０．５０％を超えると、溶接金属の靭性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は０．５０％以下とする。Ｃｒ含有量は、より好ましくは０．０２～０．４５％である。
Ｍｏ：０．５０％以下
Ｍｏは、溶接金属の強度が向上し、また、靭性低下の要因となる粒界フェライトやフェライトサイドプレートの形成を抑制する。その効果を得るため、Ｍｏ含有量は０．０１％以上とするのが好ましい。Ｍｏ含有量が、０．５０％を超えると、溶接金属が硬化し、溶接金属の靭性が低下する。したがって、Ｍｏ含有量は０．５０％以下とする。Ｍｏ含有量は、より好ましくは０．０１～０．４５％である。
Ｍｏは、溶接金属の強度が向上し、また、靭性低下の要因となる粒界フェライトやフェライトサイドプレートの形成を抑制する。その効果を得るため、Ｍｏ含有量は０．０１％以上とするのが好ましい。Ｍｏ含有量が、０．５０％を超えると、溶接金属が硬化し、溶接金属の靭性が低下する。したがって、Ｍｏ含有量は０．５０％以下とする。Ｍｏ含有量は、より好ましくは０．０１～０．４５％である。
Ｎｂ：０．１０％以下
Ｎｂは、焼入れ性を向上させ、靭性低下の要因となる粒界フェライトやフェライトサイドプレートの形成を抑制する。そのような効果を得るため、Ｎｂ含有量は、０．０１％以上とするのが好ましい。Ｎｂ含有量が、０．１０％を超えると、溶接金属の靭性が低下する。したがって、Ｎｂ含有量は０．１０％以下とする。Ｎｂ含有量は、より好ましくは０．０２～０．０８％である。
Ｎｂは、焼入れ性を向上させ、靭性低下の要因となる粒界フェライトやフェライトサイドプレートの形成を抑制する。そのような効果を得るため、Ｎｂ含有量は、０．０１％以上とするのが好ましい。Ｎｂ含有量が、０．１０％を超えると、溶接金属の靭性が低下する。したがって、Ｎｂ含有量は０．１０％以下とする。Ｎｂ含有量は、より好ましくは０．０２～０．０８％である。
Ｖ：０．１０％以下
Ｖは、微細な炭化物を析出させることで、溶接金属の強度が向上する。その強度向上の効果を得るため、Ｖ含有量は、０．０１％以上とするのが好ましい。Ｖ含有量が０．１０％を超えると、溶接金属の靭性が低下する。したがって、Ｖ含有量は０．１０％以下とする。Ｖ含有量は、より好ましくは０．０２～０．０８％である。
Ｖは、微細な炭化物を析出させることで、溶接金属の強度が向上する。その強度向上の効果を得るため、Ｖ含有量は、０．０１％以上とするのが好ましい。Ｖ含有量が０．１０％を超えると、溶接金属の靭性が低下する。したがって、Ｖ含有量は０．１０％以下とする。Ｖ含有量は、より好ましくは０．０２～０．０８％である。
Ｃａ：０．００４％以下
Ｃａは、Ｓと結合しＣａＳを形成して、高温割れを抑制する。このような効果を得るため、Ｃａ含有量は、０．００１％以上とすることが好ましい。一方、Ｃａ含有量が０．００４％を超えると、粗大なＣａＳを形成し、溶接金属の靭性が低下する。したがって、Ｃａ含有量は０．００４％以下とする。Ｃａ含有量は、より好ましくは０．００２～０．００３％である。
Ｃａは、Ｓと結合しＣａＳを形成して、高温割れを抑制する。このような効果を得るため、Ｃａ含有量は、０．００１％以上とすることが好ましい。一方、Ｃａ含有量が０．００４％を超えると、粗大なＣａＳを形成し、溶接金属の靭性が低下する。したがって、Ｃａ含有量は０．００４％以下とする。Ｃａ含有量は、より好ましくは０．００２～０．００３％である。
ＲＥＭ：０．０６０％以下
ＲＥＭは、Ｓと結合し、硫化物を形成し、ミクロ組織を微細化する。この組織の微細化の効果を得るため、ＲＥＭ含有量は０．００１％以上とするのが好ましい。一方、ＲＥＭ含有量が０．０６０％を超えると、割れの発生要因となる。したがって、ＲＥＭ含有量は０．０６０％以下とする。ＲＥＭ含有量は、より好ましくは０．００２～０．０５０％である。
ＲＥＭは、Ｓと結合し、硫化物を形成し、ミクロ組織を微細化する。この組織の微細化の効果を得るため、ＲＥＭ含有量は０．００１％以上とするのが好ましい。一方、ＲＥＭ含有量が０．０６０％を超えると、割れの発生要因となる。したがって、ＲＥＭ含有量は０．０６０％以下とする。ＲＥＭ含有量は、より好ましくは０．００２～０．０５０％である。
Ｂ：０．００４０％以下
Ｂは、溶接金属中でオーステナイト粒界に偏析し、低い靭性の粒界フェライトやフェライトサイドプレートの生成を抑制し、焼入れ性が向上する。この効果を得るため、Ｂ含有量は、０．０００５％以上とするのが好ましい。一方、Ｂ含有量が０．００４０％を超えると、割れを誘発する。したがって、Ｂ含有量は０．００４０％以下とする。より好ましくは０．０００８～０．００２６％である。
Ｂは、溶接金属中でオーステナイト粒界に偏析し、低い靭性の粒界フェライトやフェライトサイドプレートの生成を抑制し、焼入れ性が向上する。この効果を得るため、Ｂ含有量は、０．０００５％以上とするのが好ましい。一方、Ｂ含有量が０．００４０％を超えると、割れを誘発する。したがって、Ｂ含有量は０．００４０％以下とする。より好ましくは０．０００８～０．００２６％である。
レーザー・アークハイブリッド溶接継手における溶接金属組成は、主としてアーク溶接で使用する溶接ワイヤの組成と、さらに使用する鋼板からの希釈によって決定され、Ｔｉを含み、［Ａｌ］ＷＥ／［Ｏ］ＷＥが１．１以下を満足することを特徴としている。これにより、溶接金属の組織をアシキュラーフェライト組織とすることができ、溶接金属の靭性が向上する。［Ａｌ］ＷＥ／［Ｏ］ＷＥが１．１を超えると、溶接金属中のＯが全てＡｌと結合するため、Ｔｉを含有していても、ＴｉがＯと結合することができず、溶接金属組織をアシキュラーフェライト組織とすることができなくなり、溶接金属の靭性が低下する。
以下、実施例に基づき、さらに本発明の一実施形態について説明する。
表１に示す組成の溶湯をアーク溶解炉で溶製し、鋳型に注湯し鋼塊としたのち、該鋼塊に熱間圧延を施して、板厚１４ｍｍの鋼板とした。また、表２に示す組成の溶湯をアーク溶解炉で溶製し、鋳型に注湯し鋼塊としたのち、該鋼塊に熱間圧延を施して、線材（５．５ｍｍφ）とし、さらに冷間伸線と焼鈍とを施して、１．２ｍｍφの溶接ワイヤ（ソリッドワイヤ）とした。
得られた各鋼板から、試験板各２枚を用意した。２枚の試験板の横端面同士を突き合わせて、Ｉ開先（ルートギャップ：０ｍｍ）を形成し、レーザー・アークハイブリッド溶接を施して、レーザー・アークハイブリッド溶接継手を作製した。なお、突き合わせる試験板横端面には切削加工を施した。
なお、用いたレーザー・アークハイブリッド溶接は、図１に示すように、下向き姿勢で、アーク電極（アークトーチ）に対して溶接進行方向の後方にレーザーヘッドを配置してレーザービームを照射する、いわゆる先行：アーク溶接、後行：レーザー溶接とする、レーザー・アークハイブリッド溶接とした。
アーク溶接（ガスメタルアーク溶接）の溶接条件は、下向き姿勢で、ワイヤ突き出し長さ：１５ｍｍ、電流：３００Ａ、電圧：３２Ｖ、溶接速度：１．０ｍ／ｍｉｎの条件とし、シールドガスを、表３に示す混合比率α（体積比率）の炭酸ガスと残部がアルゴンＡｒ（不活性ガス）からなる混合ガスとした。また、アーク溶接では、溶接ワイヤをＲＥＭ含有ワイヤ（溶接ワイヤＮｏ．ｍ）とした場合には、ワイヤマイナスの正極性とし、それ以外の溶接ワイヤを使用した場合には、ワイヤプラスの逆極性とした。
また、レーザー溶接（ファイバーレーザー溶接）は、レーザー出力：１０ｋＷ、溶接速度１．０ｍ／ｍｉｎの条件とした。なお、レーザービームの焦点を、アーク電極中心点から３ｍｍ後方の位置とした。
レーザー・アークハイブリッド溶接における鋼板、溶接ワイヤおよび混合ガスにおける炭酸ガスの混合比率αとの組合せを、表３に示す。なお、表３には、式（１）で定義されるβの値を併記した。
得られた各溶接継手について、溶接金属の幅中央で板厚中央のφ１ｍｍの範囲から切粉を採取し、湿式分析による元素分析を行った。得られた結果を溶接金属組成として表４に示す。
また、溶接継手の板厚中央位置で、溶接金属中央部とボンド部からシャルピー衝撃試験片（Ｖノッチ）を採取し、試験温度：－６０℃で、シャルピー衝撃試験を実施し、吸収エネルギーｖＥ－６０（Ｊ）を求めた。なお、き裂が母材側に逸れる現象ＦＰＤ（Ｆｒａｃｔｕｒｅ Ｐａｔｈ Ｄｅｖｉａｔｉｏｎ）を回避するため、使用するＶノッチシャルピー衝撃試験片は、図２に示すサイドグルーブ付き試験片とした。得られた結果を表４に併記して示す。
本発明例の溶接金属部は、アシキュラーフェライト組織を有していた。
本発明例はいずれも、溶接金属およびボンド部で試験温度：－６０℃におけるシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーｖＥ－６０が２７Ｊ以上であり、低温靭性に優れた溶接継手である、といえる。
本発明例はいずれも、溶接金属およびボンド部で試験温度：－６０℃におけるシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーｖＥ－６０が２７Ｊ以上であり、低温靭性に優れた溶接継手である、といえる。
一方、本発明の範囲を外れる比較例では、溶接金属および/またはボンド部の吸収エネルギーｖＥ－６０が２７Ｊ未満で、溶接金属の低温靭性が低下し、目的とする低温靭性に優れた溶接継手が得られていない。
Ｓ：被溶接材（鋼板）
１：アークトーチ
２：溶接ワイヤ
３：レーザービーム
４：溶接方向
１：アークトーチ
２：溶接ワイヤ
３：レーザービーム
４：溶接方向
Claims (7)
- 鋼板を、レーザー溶接とアーク溶接との組み合わせからなるレーザー・アークハイブリッド溶接して溶接継手を製造するに当たり、前記アーク溶接を、混合比率α（体積比率）の炭酸ガスと残部が不活性ガスからなる混合ガスをシールドガスとするガスメタルアーク溶接とし、前記鋼板を、質量％で、
Ｃ：０．０４～０．１５％、Ｓｉ：０．０４～０．６０％、Ｍｎ：０．５～２．０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎ：０．００６％以下を含み、さらに、Ａｌ：０．０２５％以下、Ｔｉ：０．００５～０．０３０％、Ｏ（酸素）：０．００８％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼板組成を有する鋼板とし、
前記ガスメタルアーク溶接で使用する溶接ワイヤを、質量％で、
Ｃ：０．０３～０．１２％、Ｓｉ：０．３０～１．００％、Ｍｎ：１．２～２．５％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎ：０．０１２％以下を含み、さらに、Ａｌ：０．０８０％以下、Ｔｉ：０．０２０～０．３００％、Ｏ：０．０１５％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなるワイヤ組成を有する溶接ワイヤとし、
下記式（１）で定義されるβが１．１以下を満足するように、前記レーザー・アークハイブリッド溶接を行なうことを特徴とするレーザー・アークハイブリッド溶接継手の製造方法。
記
β＝（０．８×［Ａｌ］Ｂ＋０．２×（１－０．９×α）×［Ａｌ］ＷＩ）／（０．００５＋０．８×［Ｏ］Ｂ＋０．２×［Ｏ］ＷＩ＋０．０２×α）・・・（１）
ここで、［Ａｌ］Ｂ：鋼板のＡｌ含有量（質量％）、［Ａｌ］ＷＩ：溶接ワイヤのＡｌ含有量（質量％）、［Ｏ］Ｂ：鋼板のＯ含有量（質量％）、［Ｏ］ＷＩ：溶接ワイヤのＯ含有量（質量％）、α：炭酸ガス混合比率（体積比率）である。 - 前記鋼板は、前記鋼板組成に加えてさらに、質量％で、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：２．０％以下、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｎｂ：０．１０％以下、Ｖ：０．１０％以下、Ｃａ：０．００４％以下、ＲＥＭ：０．０５０％以下、Ｂ：０．００３０％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載のレーザー・アークハイブリッド溶接継手の製造方法。
- 前記ワイヤは、前記ワイヤ組成に加えてさらに、質量％で、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：２．０％以下、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．８０％以下、Ｎｂ：０．１０％以下、Ｖ：０．１０％以下、Ｃａ：０．００４％以下、ＲＥＭ：０．０８０％以下、Ｂ：０．００６０％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１または２に記載のレーザー・アークハイブリッド溶接継手の製造方法。
- 前記レーザー・アークハイブリッド溶接継手の溶接金属の中央部が、
質量％で、Ｃ：０．０４～０．１５％、Ｓｉ：０．１０～０．６０％、Ｍｎ：０．８～２．０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎ：０．０１０％以下、Ｔｉ：０．００４～０．０４０％、Ａｌ：０．０２５％以下、Ｏ：０．００８～０．０４０％を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、かつ、前記Ａｌの含有量［Ａｌ］ＷＥと前記Ｏの含有量［Ｏ］ＷＥの比、［Ａｌ］ＷＥ／［Ｏ］ＷＥが、１．１以下を満足する溶接金属組成を有することを特徴とする請求項１または２に記載のレーザー・アークハイブリッド溶接継手の製造方法。 - 前記レーザー・アークハイブリッド溶接継手の溶接金属の中央部が、
質量％で、Ｃ：０．０４～０．１５％、Ｓｉ：０．１０～０．６０％、Ｍｎ：０．８～２．０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎ：０．０１０％以下、Ｔｉ：０．００４～０．０４０％、Ａｌ：０．０２５％以下、Ｏ：０．００８～０．０４０％を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、かつ、前記Ａｌの含有量［Ａｌ］ ＷＥ と前記Ｏの含有量［Ｏ］ ＷＥ の比、［Ａｌ］ ＷＥ ／［Ｏ］ ＷＥ が、１．１以下を満足する溶接金属組成を有することを特徴とする請求項３に記載のレーザー・アークハイブリッド溶接継手の製造方法。 - 前記溶接金属は、前記溶接金属組成に加えてさらに、質量％で、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：２．０％以下、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｎｂ：０．１０％以下、Ｖ：０．１０％以下、Ｃａ：０．００４％以下、ＲＥＭ：０．０６０％以下、Ｂ：０．００４０％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項４に記載のレーザー・アークハイブリッド溶接継手の製造方法。
- 前記溶接金属は、前記溶接金属組成に加えてさらに、質量％で、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：２．０％以下、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｎｂ：０．１０％以下、Ｖ：０．１０％以下、Ｃａ：０．００４％以下、ＲＥＭ：０．０６０％以下、Ｂ：０．００４０％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項５に記載のレーザー・アークハイブリッド溶接継手の製造方法。
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2021192852 | 2021-11-29 | ||
| JP2021192852 | 2021-11-29 | ||
| PCT/JP2022/038138 WO2023095477A1 (ja) | 2021-11-29 | 2022-10-13 | レーザー・アークハイブリッド溶接継手の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP7279870B1 true JP7279870B1 (ja) | 2023-05-23 |
| JPWO2023095477A1 JPWO2023095477A1 (ja) | 2023-06-01 |
Family
ID=86395855
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2022580016A Active JP7279870B1 (ja) | 2021-11-29 | 2022-10-13 | レーザー・アークハイブリッド溶接継手の製造方法 |
Country Status (2)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP7279870B1 (ja) |
| KR (1) | KR20240090596A (ja) |
Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2011155620A1 (ja) * | 2010-06-07 | 2011-12-15 | 新日本製鐵株式会社 | 超高強度溶接継手およびその製造方法 |
| JP2012166213A (ja) * | 2011-02-10 | 2012-09-06 | Shinko Yosetsu Service Kk | 高張力鋼板のレーザ・アークハイブリッド溶接方法及びこれにより得られる高張力鋼板溶接金属 |
| JP2017521263A (ja) * | 2014-05-09 | 2017-08-03 | イェスタムプ・ハードテック・アクチエボラーグ | ２つのブランクを接合する方法、ブランク、及び得られた製品 |
| JP2021514856A (ja) * | 2018-02-27 | 2021-06-17 | アルセロールミタル | プレス硬化したレーザー溶接鋼部品の製造方法及びプレス硬化したレーザー溶接鋼部品 |
Family Cites Families (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP4299769B2 (ja) | 2004-04-28 | 2009-07-22 | 新日本製鐵株式会社 | 入熱２０〜１００ｋＪ／ｍｍの大入熱溶接用高ＨＡＺ靭性鋼材 |
| JP4833645B2 (ja) | 2005-11-25 | 2011-12-07 | 新日本製鐵株式会社 | レーザー・アークハイブリッド溶接性が優れた鋼板 |
-
2022
- 2022-10-13 JP JP2022580016A patent/JP7279870B1/ja active Active
- 2022-10-13 KR KR1020247016683A patent/KR20240090596A/ko unknown
Patent Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2011155620A1 (ja) * | 2010-06-07 | 2011-12-15 | 新日本製鐵株式会社 | 超高強度溶接継手およびその製造方法 |
| JP2012166213A (ja) * | 2011-02-10 | 2012-09-06 | Shinko Yosetsu Service Kk | 高張力鋼板のレーザ・アークハイブリッド溶接方法及びこれにより得られる高張力鋼板溶接金属 |
| JP2017521263A (ja) * | 2014-05-09 | 2017-08-03 | イェスタムプ・ハードテック・アクチエボラーグ | ２つのブランクを接合する方法、ブランク、及び得られた製品 |
| JP2021514856A (ja) * | 2018-02-27 | 2021-06-17 | アルセロールミタル | プレス硬化したレーザー溶接鋼部品の製造方法及びプレス硬化したレーザー溶接鋼部品 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPWO2023095477A1 (ja) | 2023-06-01 |
| KR20240090596A (ko) | 2024-06-21 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| US10266929B2 (en) | Ultrahigh-strength gas metal arc welded joint having excellent impact toughness, and solid wire for producing same | |
| JP4787062B2 (ja) | 靭性および耐ｓｒ割れ性に優れた溶接金属 | |
| WO2018203513A1 (ja) | アーク溶接方法及び溶接ワイヤ | |
| KR20140084654A (ko) | 충격인성이 우수한 초고강도 플럭스 코어드 아크 용접이음부 | |
| JP5493659B2 (ja) | 大入熱溶接熱影響部の靭性に優れた高強度鋼 | |
| JP6451871B2 (ja) | 大入熱溶接用鋼材 | |
| JP7353393B2 (ja) | 溶接継手及び溶接継手の製造方法 | |
| JP4427416B2 (ja) | 溶接金属の靱性に優れた大入熱サブマージアーク溶接方法。 | |
| CN108603267B (zh) | 大线能量焊接用钢材 | |
| JP4949210B2 (ja) | 溶接熱影響部の靭性が優れた鋼およびその製造方法 | |
| JP7279870B1 (ja) | レーザー・アークハイブリッド溶接継手の製造方法 | |
| WO2023095477A1 (ja) | レーザー・アークハイブリッド溶接継手の製造方法 | |
| JP4673710B2 (ja) | 溶接金属の靱性に優れた２電極片面１パス大入熱サブマージアーク溶接方法 | |
| JP7432723B2 (ja) | 溶接部の疲労強度に優れた溶接部材及びその製造方法 | |
| JP7485920B2 (ja) | 中継ぎベンディングロール鋼管 | |
| JP2005330578A (ja) | 靭性に優れたエレクトロガス溶接継ぎ手 | |
| CN117177833A (zh) | 埋弧焊接头 | |
| JP4492028B2 (ja) | レーザビーム溶接継手およびレーザビーム溶接継手の製造方法 | |
| JP4486528B2 (ja) | 溶接部の耐脆性破壊発生特性に優れたエレクトロガスアーク溶接方法 | |
| JP4701619B2 (ja) | 大入熱エレクトロスラグ溶接方法 | |
| JP7272471B2 (ja) | 鋼板 | |
| JPH0525580B2 (ja) | ||
| KR102425296B1 (ko) | 수직 방향 협개선 용접 조인트의 제조 방법 및 수직 방향 협개선 용접 조인트 | |
| JP6276914B2 (ja) | 大入熱溶接用鋼材 | |
| JP2021181592A (ja) | 多電極ガスシールドアーク溶接鋼管 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20221223 |
|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20221223 |
|
| A871 | Explanation of circumstances concerning accelerated examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A871 Effective date: 20221223 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20230411 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20230424 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 7279870 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |